Superando la fuerza

Scientific Reports volumen 12, Número de artículo: 15411 (2022) Citar este artículo

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Los aceros de alta resistencia se están volviendo más importantes que nunca para las aplicaciones automotrices para reducir el peso de los automóviles y garantizar la seguridad de los pasajeros. Sin embargo, dado que una mayor resistencia generalmente da como resultado una formabilidad degradada, el conformado en frío de aceros de alta resistencia en formas finales sigue siendo un desafío tanto para los fabricantes como para los proveedores de automóviles. Aquí informamos conceptos novedosos de diseño de aleaciones y procesamiento que pueden impartir alta resistencia a los aceros conformables en frío, lo que se desvía del enfoque tradicional de mejorar la conformabilidad de los aceros de alta resistencia. Dicho acero diseñado, sujeto a una ruta de procesamiento diseñada, muestra una excelente combinación de conformabilidad y resistencia, así como resistencia a los choques, lo cual es crucial para la seguridad de los pasajeros en los automóviles. Los conceptos de diseño de aleaciones y procesamiento utilizados en el presente estudio se basan en la utilización de la transformación de austenita en martensita inducida térmicamente, que imparte alta resistencia a la austenita conformable en frío mediante tratamiento criogénico.

Los aceros avanzados de alta resistencia (AHSS) juegan un papel importante en la fabricación de automóviles, ya que pueden cumplir con los requisitos cada vez más estrictos de las industrias automotrices para la seguridad y el peso ligero de los vehículos1,2. Aunque existen varias variantes de materiales ligeros, como las aleaciones de Al y Mg, que se pueden utilizar para componentes estructurales de automóviles, las características de los AHSS, como su alta resistencia y su bajo coste de fabricación, los convierten en materiales de elección frente a otros materiales3,4,5. Entre varios grados de AHSS, los aceros de conformado por prensado en caliente (HPF), también llamados aceros de endurecimiento por prensado, han recibido mucha atención ya que ofrecen propiedades de tracción superiores junto con una buena precisión dimensional debido a su ruta de procesamiento única que consiste en conformado a alta temperatura dentro de región austenítica seguida de enfriamiento en una matriz para formar fases duras a baja temperatura como martensita o bainita6,7,8. Sin embargo, dicha ruta de procesamiento tiene una baja eficiencia de producción y, además, estos aceros HPF generalmente sufren de fragilización por metal líquido (LME) o microfisuras debido a una interacción entre el recubrimiento y el sustrato durante la formación a alta temperatura9,10,11,12,13,14. Por lo tanto, se necesita un nuevo tipo de acero de alta resistencia, que pueda moldearse a una forma final a bajas temperaturas y que no sufra LME o microfisuras asociadas con la formación a alta temperatura.

Cumplir con el requisito de una combinación de alta resistencia y alta conformabilidad es una tarea desafiante ya que los enfoques convencionales que mejoran la conformabilidad tienen efectos adversos sobre la resistencia o viceversa. En este sentido, el uso de austenita metaestable como fase constituyente principal sería un enfoque viable ya que la austenita, al ser una fase cúbica centrada en las caras (fcc), puede proporcionar una buena formabilidad a temperatura ambiente y también puede proporcionar alta resistencia cuando la transformación de la austenita a martensita se refuerza enfriando por debajo de su temperatura de inicio de martensita (Ms)15,16,17,18,19 después de la formación. Tradicionalmente, la estabilización de la austenita a temperatura ambiente se ha logrado mediante la adición de una cantidad bastante grande de elementos estabilizadores de la austenita, como en los casos de los aceros clásicos de plasticidad inducida por transformación (TRIP)20 y aceros con alto contenido de Mn15,16,21, que generalmente se someten a austenización. seguido de enfriamiento rápido con agua (WQ). Teniendo en cuenta que la estabilidad de la austenita en aceros hipoeutectoides aumentaría cuando se recocieran en la región intercrítica (ferrita + austenita) en comparación con el tratamiento de austenización, se puede retener una cantidad bastante grande de austenita en aceros con composiciones de aleación más pobres después del recocido intercrítico (IA). por enfriamiento con agua, que es el concepto básico de diseño de aleación para aceros TRIP de Mn medio22,23,24,25,26,27,28,29,30,31,32,33. Estos aceros TRIP de Mn medio suelen contener entre un 30% y un 70% en volumen de austenita, según la composición de la aleación, y muestran una buena conformabilidad; sin embargo, su límite elástico es mucho más bajo que el de los aceros HPF. El límite elástico de los aceros con Mn medio, como se mencionó anteriormente, puede incrementarse significativamente cuando se promueve la transformación de austenita en martensita mediante enfriamiento a baja temperatura, es decir, mediante tratamiento criogénico. Aquí, el problema crítico es que, si bien la transformación de austenita a martensita debe ocurrir mediante un tratamiento criogénico para lograr una alta resistencia, también debe retenerse una cantidad sustancial de austenita después del tratamiento criogénico para garantizar la resistencia a los impactos de los componentes finales.

En el presente estudio, mediante la utilización del tratamiento criogénico, se ha intentado desarrollar aceros que muestren una buena formabilidad en la condición de recocido intercrítico (IAed), así como una alta resistencia en la condición de tratamiento criogénico a través de la transformación de la austenita retenida en martensita. Se fabricó la aleación modelo que contenía 10Mn, 2Al y 0,2C y se evaluaron su microestructura y propiedades mecánicas después de IA de láminas laminadas en caliente con diversas condiciones de recocido, así como después de inmersión en N2 líquido.

Se fabricó un lingote de 30 kg de acero con una composición nominal de Fe–10Mn–2Al–0,2C (composición analizada de Fe–9,9Mn–2,0Al–0,2C en peso %) mediante fusión por inducción al vacío. Después de la homogeneización a 1150 °C durante 2 h, se laminó en caliente entre 1050 y 850 °C y luego se enfrió con agua para producir una lámina de 3 mm de espesor con una reducción total del 95 %. La lámina laminada en caliente se recoció intercríticamente a 715 °C, 725 °C y 735 °C durante 30 min, seguido de enfriamiento rápido con agua. Además, las láminas IAed se sumergieron en N2 líquido (tratamiento criogénico) durante 1 h para ver su efecto sobre la microestructura y las propiedades de tracción. Las láminas tratadas con criogénico también se trataron con calor a 170 °C durante 20 min y se enfriaron con aire para simular el ciclo de horneado de la pintura de los componentes automotrices34,35,36.

La microestructura del acero se analizó mediante difracción de rayos X (XRD), difracción de retrodispersión de electrones (EBSD) y microscopía electrónica de transmisión (TEM). Los análisis EBSD se realizaron en el medio de las hojas enrolladas (perpendicular a la dirección transversal) utilizando un SEM de emisión de campo (FE-SEM, JEOL JSM-7100F). Las mediciones de EBSD se realizaron con un voltaje de aceleración de 15 kV y un tamaño de paso de 0,05 a 0,2 µm. Luego, los datos de EBSD se analizaron utilizando el software de análisis OIM versión 8.0 (EDAX Inc.). Los límites de ángulo alto (15°–62°) se resaltan en la figura del polo inverso (IPF) y los mapas de fase. Los escaneos XRD se realizaron en un difractómetro Bruker D8 Advance usando radiación Cu Kα. Los datos XRD obtenidos se utilizaron para calcular la fracción de volumen de cada fase constituyente siguiendo el método de comparación directa sugerido por De et al.37. EBSD también se utilizó para medir la fracción de volumen de la austenita en bloques, de modo que la fracción de volumen de la austenita en listones se puede calcular indirectamente restando la fracción de volumen de la austenita en bloques medida por EBSD de la fracción de volumen total de austenita medida por XRD. Se prepararon láminas delgadas de TEM mediante pulido de chorro doble (Tenupol-5, Struers) en una solución de ácido acético al 95 % + ácido perclórico al 5 % a 40 V. Los exámenes de TEM se llevaron a cabo en un microscopio electrónico de emisión de campo JEOL JEM-2100F a un voltaje de operación de 200 kV. Las composiciones de las fases se midieron por espectroscopía de rayos X de dispersión de energía (EDS) en modo STEM.

Los especímenes de tracción se cortaron a lo largo de la dirección de laminación con una longitud, anchura y espesor calibrados de 25 mm, 6 mm y 2,5 mm, respectivamente, de acuerdo con la norma ASTM E8/E8M. La prueba de tracción se realizó a una velocidad de deformación inicial de 10–3 s−1, usando una máquina de prueba universal Instron 8801.

Los ensayos de flexión se realizaron siguiendo los lineamientos de la ISO 743838 de la Organización Internacional para la Estandarización (ISO) y VDA 238-10039 de la Asociación Alemana de la Industria Automotriz. Los especímenes rectangulares con una longitud de 60 mm, un ancho de 30 mm y un espesor de 1,5 mm se sometieron a flexión de tres puntos, donde el eje de flexión es paralelo a la dirección de laminación de la lámina, a una velocidad de perforación de 20 mm min−1 con un radio de perforación de 0,4 mm y un diámetro de rodillo de 30 mm. El ángulo de flexión se midió con el transportador. La relación R/t se midió como la relación más pequeña entre el radio del punzón (R) y el espesor de la lámina (t) que da como resultado una curvatura sin grietas durante la curvatura en un ángulo de 90°. Los radios de perforación utilizados fueron de 3 mm a 8 mm en intervalos de 0,5 mm.

La microestructura típica del acero en estado laminado en caliente se muestra en la Fig. 1. Como se muestra en el mapa de fase EBSD (Fig. 1b), la microestructura consiste principalmente en una fase cúbica centrada en el cuerpo (bcc) (marcada en color verde) con algo de austenita (marcada por color rojo). Puede verse que la mayor parte de la fase bcc es martensita que tiene la morfología de la martensita en listón. Una característica interesante de la microestructura es que la mayor parte de la austenita en estado laminado en caliente está presente en forma de banda, lo que se debe a una segregación de Mn que se observa con frecuencia en los aceros con contenido medio de Mn25.

Microestructura del acero en estado laminado en caliente. (a) mapa EBSD IPF y (b) mapa de fase EBSD. En (b), las fases austenita y bcc están marcadas con colores rojo y verde, respectivamente. La barra de escala de las imágenes corresponde a 10 μm.

La figura 2 muestra la microestructura de las muestras sometidas a IA a temperaturas de 715 °C (denominado 'IA715-WQ') (Fig. 2a,b), 725 °C (denominado 'IA725-WQ') (Fig. 2d,e) y 735 °C (denominado 'IA735-WQ') (Fig. 2g,h) seguido de WQ. La microestructura de los especímenes IAed se asemeja a la microestructura laminada en caliente, de modo que hay una presencia de austenita en bloque en forma de banda. Además de la austenita en bloques, también hay presencia de austenita que tiene la morfología de listón dentro de la matriz bcc, que resultó de la precipitación de austenita a lo largo de los límites de listón de la martensita anterior en una muestra laminada en caliente26. También se puede ver que hay granos bcc sin características en la vecindad de la austenita en bloques (p. ej., marcados con una M en la Fig. 2). La medición de la fracción de austenita en cada condición de tratamiento térmico por XRD (Tabla 1) muestra que solo hay un ligero aumento en la fracción de austenita cuando la temperatura IA aumenta de 715 °C (61 %) a 725 °C (63 %). , lo que sugiere que la temperatura IA que da la mayor fracción de austenita estaría cerca de los 725 °C según el modelo termodinámico40. Un aumento adicional en la temperatura IA (a 735 °C) da como resultado una disminución bastante grande en la fracción de austenita (de 63 a 47%). Tal variación en la fracción de austenita con la temperatura IA del presente acero muestra la misma tendencia que la que se observa frecuentemente en otros aceros IAed de medio Mn24,27,28, debido a un cambio en la estabilidad de la austenita como resultado de diversos grados de partición de soluto. Las fracciones respectivas de la austenita en bloque y listón se calcularon siguiendo el procedimiento descrito en la sección Métodos y se enumeran en la Tabla 1, lo que muestra que la mayoría de la austenita está presente en la morfología listón.

Microestructura de las probetas recocidas intercríticamente (IAed) a diferentes temperaturas (a–c). El espécimen IAed a 715 °C; Mapa EBSD IPF (a) y mapa de fase EBSD (b) después de la extinción con agua (WQ), y mapa de fase EBSD después del tratamiento criogénico (c). ( d - f ) La muestra IAed a 725 ° C; Mapa EBSD IPF (d) y mapa de fase EBSD (e) después de WQ, y mapa de fase EBSD después del tratamiento criogénico (f). (g-i) La muestra IAed a 735 °C; Mapa EBSD IPF (g) y mapa de fase EBSD (h) después de WQ, y mapa de fase EBSD después del tratamiento criogénico (i). Las fases austenita y bcc están marcadas con colores rojo y verde, respectivamente. La barra de escala de las imágenes corresponde a 5 μm.

Micrografías TEM representativas de austenita en bloques y su área circundante se muestran en la Fig. 3. El análisis EDS (Fig. 3b) muestra que la austenita en bloques está enriquecida con Mn (~ 13,1 % en peso), pero empobrecida en Al (~ 0,9 % en peso) . En las proximidades de la austenita en bloques, existen islas de martensita que tienen un contenido de Mn (~ 10,8% en peso) inferior al de la austenita en bloques. La comparación con los mapas EBSD (Fig. 2a,b) muestra que los granos bcc sin características (p. ej., marcados con una M en la Fig. 2a,b) que rodean la austenita en bloques son de hecho martensita. Más lejos, se encuentra una estructura laminar formada por listones de ferrita, martensita y austenita, cuyos detalles se muestran en la Fig. 3c. Al igual que la austenita en bloques, la austenita lath también está enriquecida con Mn, cuyo contenido de Mn es similar (~ 12,8% en peso) al de la austenita en bloques. Cerca de la austenita del listón, se encuentran presentes listones tanto de ferrita como de martensita, cuya identificación se realizó comparando sus densidades de dislocación (Fig. 3c). El contenido de Mn de la martensita listón es ~ 10,4% en peso, que es inferior al de la austenita listón, pero superior al (~ 6,0% en peso) de la ferrita listón cercana. No se esperaba la presencia de martensita en el espécimen IA715-WQ ya que el cálculo termodinámico sugiere que por debajo de la temperatura IA que forma la mayor fracción de austenita retenida, no habría transformación de austenita en martensita al enfriarse a temperatura ambiente28,40. Se cree que la formación de martensita en el presente caso se debe a una distribución no homogénea de Mn en la microestructura, típica de los aceros laminados en caliente de medio Mn25. Los análisis de las muestras IA725-WQ e IA735-WQ muestran que su microestructura es básicamente idéntica a la de la muestra IA715-WQ, excepto que el contenido de Mn en la austenita tanto en bloques como en listones disminuye con un aumento en la temperatura IA como se esperaba.

Micrografías TEM que muestran las morfologías y composiciones de la austenita en bloques, la austenita en listones y sus áreas circundantes en la muestra recocida intercríticamente a 715 °C seguida de enfriamiento rápido con agua. (a) Morfología de la austenita en bloques y su área circundante. ( b ) Perfiles de concentración de Mn y Al de la austenita en bloques y su área circundante. (c) Morfología del listón austenítico y su área circundante. ( d ) Perfiles de concentración de Mn y Al de la austenita listón y su área circundante. Las barras de escala en (a) y (c) corresponden a 2 μm y 100 nm, respectivamente.

Después del tratamiento criogénico, hay una disminución en la cantidad de austenita para todas las condiciones de IA. Como se muestra en la Tabla 1, el mayor cambio en la fracción de austenita tras el tratamiento criogénico, es decir, la relación de transformación, se encuentra en la muestra IA735, seguida de las muestras IA725 e IA715. Para visualizar claramente el cambio en la microestructura tras el tratamiento criogénico, las áreas observadas después de IA-WQ también se sometieron a análisis microestructurales después del tratamiento criogénico, que se muestran en la Fig. 2c (para el IA715-LN2), Fig. 2f (para el IA725-LN2), y Fig. 2i (para el IA735-LN2). Se puede observar que ambos tipos de austenita, la austenita en bloques gruesos (por ejemplo, marcada con círculos blancos) y la austenita en listones finos (por ejemplo, marcada con círculos negros) excepto en el caso del espécimen IA715 (Fig. 2b,c) , se transforman en martensita cuando se someten a un tratamiento criogénico. Se observa que no todo el grano de la austenita en bloques se transforma en martensita tras el tratamiento criogénico; en cambio, solo una parte del grano de austenita, particularmente ubicado cerca de la periferia de la austenita anterior, se transforma en martensita. Esto se debe principalmente a un gradiente de concentración en la austenita en bloques; hay menos cantidad de Mn cerca de la periferia que del centro de la austenita en bloques, lo que hace que el primero sea menos estable que el segundo. Por lo tanto, se puede pensar que la austenita en bloques retenida después del tratamiento criogénico sería bastante estable y beneficiosa para las propiedades mecánicas de las muestras tratadas criogénicamente.

Como se muestra en la Tabla 1, curiosamente, los análisis cuantitativos muestran que el grado de cambio en la fracción de austenita por tratamiento criogénico es diferente dependiendo del tipo de austenita, que también depende de la temperatura IA. En general, la austenita en malla parece ser más estable térmicamente que la austenita en bloques, aunque su estabilidad relativa cambia con la temperatura IA de tal manera que mientras que la austenita en malla muestra una relación de transformación mucho más baja (es decir, mayor estabilidad térmica) que la austenita en bloques en el espécimen IA715, muestran relaciones de transformación más o menos similares en el espécimen IA735. Es generalmente conocido que la estabilidad de la austenita depende de varios factores: su tamaño41 y morfología42, y su contenido de solutos43,44. Aunque la austenita en bloques está más enriquecida con Mn que la austenita en listones, se piensa que la morfología en bloques gruesos de la austenita en bloques es responsable de su menor estabilidad térmica que la de la austenita en listones, lo cual es consistente con el resultado de estudios previos que muestran que la austenita lath es más estable que la austenita block22,23,45. Sin embargo, como se mencionó anteriormente, la estabilidad térmica de la austenita en listón se vuelve más similar a la de la austenita en bloques a medida que las muestras se someten a temperaturas IA más altas, lo que indica que otros factores además del tamaño y la morfología también jugarían un papel importante en la determinación de la estabilidad térmica. de austenita en los especímenes IA725 y IA735. Es bien sabido que la austenita debe tener una cantidad crítica de solutos para ser retenida43,44. Teniendo en cuenta que la austenita lath tiene un gradiente de concentración pronunciado, solo una porción estrecha de la austenita lath se retendría con el tratamiento criogénico, lo que se vuelve más evidente en las muestras sometidas a una temperatura IA más alta. Por otro lado, la austenita en bloques tiene un gradiente de concentración poco profundo, por lo que solo las áreas ubicadas cerca de la periferia de la austenita anterior se transformarían en martensita, dejando una porción bastante amplia de la austenita en bloques retenida tras el tratamiento criogénico. Esto da como resultado que la relación de transformación de la austenita en listón se vuelva similar a la de la austenita en bloque en los especímenes IA725 e IA735.

La Figura 4 muestra las curvas de tensión-deformación de ingeniería del acero en la condición tal como se IAed, así como después del tratamiento criogénico y sus propiedades de tracción se resumen en la Tabla 2. En la condición de enfriamiento rápido con agua (WQed), el límite elástico (YS) inicialmente disminuye cuando la temperatura IA aumenta de 715 a 725 °C, mientras que la resistencia máxima a la tracción (UTS) aumenta y el alargamiento disminuye. Tal comportamiento es consistente con los resultados de estudios previos sobre aceros TRIP de Mn medio IAed24,28. Con un mayor aumento de la temperatura de IA a 735 °C, hay aumentos tanto en YS como en UTS, que se deben principalmente a una mayor fracción de martensita con el aumento de la temperatura de IA. Se observa que todos los especímenes presentes sometidos a laminación en caliente seguido de IA no muestran un alargamiento obvio del punto de fluencia, que se observa con frecuencia en los aceros de Mn medio laminados en frío e IAed24,28. Se sugiere que la ausencia de cedencia discontinua en las muestras laminadas en caliente y IAed se debe principalmente a la deformación simultánea de la ferrita y la austenita en una etapa temprana de la deformación26. Se sabe que la fluencia discontinua causa una rugosidad sustancial de la superficie40,41 y una deformación heterogénea en los recubrimientos que facilitan el agrietamiento de la capa recubierta41 y, por lo tanto, el comportamiento de fluencia continua del presente acero es más ventajoso para las aplicaciones automotrices que el comportamiento de fluencia discontinua que se encuentra en los aceros laminados en frío e IAed. aceros

Curvas tensión-deformación por tracción de las muestras recocidas intercríticamente (IAed) a diferentes temperaturas sometidas a enfriamiento rápido con agua (WQ), tratamiento criogénico (LN2) y tratamiento de horneado. (a) WQed, (b) tratado criogénico, y (c) después del tratamiento de horneado.

Después del tratamiento criogénico, hay grandes aumentos tanto en YS como en UTS en comparación con aquellos en la condición WQed. Por ejemplo, la muestra IA725-LN2 muestra YS de 871 MPa (un aumento de 477 MPa con respecto a la muestra IA725-WQ) y UTS de 1563 MPa (un aumento de 194 MPa con respecto a la muestra IA725-WQ), con un alargamiento total de ~ 17%. En el caso de la probeta IA735-LN2, sus valores YS y UTS son 974 MPa y 1654 MPa, respectivamente, con una elongación total de ~10%. Estos grandes aumentos en la resistencia de las muestras tratadas criogénicamente en comparación con las muestras WQed se deben sin duda a la formación de una gran cantidad de martensita inducida por el tratamiento criogénico. La resistencia de estas probetas es bastante comparable a la del acero 22MnB5 HPF, mientras que el alargamiento del primero es mayor que el del segundo6,46, lo que indica que es posible desarrollar el acero con una mejor combinación de propiedades de tracción que el del Acero HPF por tratamiento criogénico de acero IAed.

La medición de la fracción de austenita retenida en las muestras de tracción fracturadas en condiciones de tratamiento criogénico por XRD muestra que todavía existe una cantidad sustancial de austenita (Tabla 1). Como se muestra en la Fig. 5a, mientras que la mayor parte de la austenita en listón se transforma en martensita (en comparación con la Fig. 2f), una cantidad bastante grande de austenita en bloques permanece sin transformar, lo que sugiere que la austenita en bloques tiene una mayor estabilidad mecánica que la austenita en listones. Esta mayor estabilidad mecánica de la austenita en bloques que la de la austenita en listones se debe principalmente a que la primera tiene un gradiente de concentración de Mn mucho más superficial que la segunda, como se mencionó anteriormente.

Mapa de fase EBSD de las muestras rotas de tracción y flexión. (a) espécimen de tracción recocido intercríticamente (IAed) a 725 °C seguido de tratamiento criogénico (la dirección de tracción es horizontal) y (b) espécimen de flexión IAed a 725 °C seguido de tratamiento criogénico y tratamiento de cocción (el eje de flexión es perpendicular a la figura ). Las fases austenita y bcc están marcadas con colores rojo y verde, respectivamente. Las barras de escala en (a) y (b) corresponden a 5 μm y 10 μm, respectivamente.

Como se muestra arriba, el presente acero muestra grandes valores de elongación en condición WQed, lo que sugiere su buena formabilidad en frío. Sin embargo, teniendo en cuenta que no existe una relación directa entre el alargamiento y la conformabilidad en AHSS, su conformabilidad debe evaluarse mediante otros métodos47. En el presente estudio, se realizó un ensayo de flexión sobre el acero en condición WQed y su relación R/t, el radio de curvatura interior mínimo recomendado (R) que es necesario para formar un doblez de 90° en una lámina de espesor (t) sin falla, se midió para evaluar la conformabilidad del acero de acuerdo a los lineamientos de las normas ISO 743838 y VDA 238-10039, que son los estándares en la industria. Las pruebas de flexión también se pueden utilizar para evaluar la resistencia al choque del acero, como lo demuestran los trabajos de Till et al.48 y Manuel et al.49 que muestran una relación clara entre los resultados de las pruebas de choque a gran escala y la capacidad de flexión, es decir, el ángulo de flexión, de AHSS. Por lo tanto, la prueba de flexión también se realizó en el acero en condiciones de tratamiento criogénico y se midió su ángulo de flexión para evaluar la resistencia al choque del acero. Cabe señalar que el ensayo de flexión se realizó con la peor configuración de la probeta, de modo que el eje de flexión está en la dirección longitudinal, lo que normalmente da peores propiedades que en la dirección transversal50,51. Solo las muestras IA725 e IA735 se sometieron a la prueba de flexión, ya que la muestra IA715-LN2 tiene una resistencia mucho menor que los aceros HPF.

Las pruebas de flexión de las muestras en condiciones WQed muestran que las muestras IA725-WQ e IA735-WQ tienen relaciones R/t de 2,6 y 5,3, respectivamente. La relación R/t se usa típicamente para la evaluación de la formabilidad de varios AHSS34,52 y el valor más bajo de R/t indica la mejor formabilidad. La relación R/t de la muestra IA725-WQ es inferior a la del acero martensítico de grado 1400 MPa conformable en frío (R/t = 4) e incluso a la de los aceros de fase dual de grado 1000 MPa conformables en frío (R/t = 3) 34,52, indicando su buena formabilidad a temperatura ambiente. Por otro lado, el espécimen IA735-WQ tendría dificultad en el conformado en frío.

En el caso de las probetas tratadas criogénicamente, se realizaron ensayos de flexión y de tracción adicionales después de hornear las probetas a 170 °C durante 20 min para simular el calentamiento que se produce en la línea de pintura corporal35,36,53, cuyo motivo de tal el tratamiento térmico se explica como sigue. Una vez que la lámina de acero se estampa en un componente de forma neta, se someterá a pintura seguida de curado, lo que se conoce como ciclo de horneado de pintura. Normalmente se realiza a 170 °C durante 20 min, lo que cambiaría las propiedades de los componentes. Se ha informado que el YS de los aceros HPF aumenta en aproximadamente 100 MPa mediante el endurecimiento en horno34,35,36. La medición de los ángulos de flexión de las muestras tratadas criogénicamente después del proceso de horneado simulado muestra que las muestras IA725-LN2 y IA735-LN2 tienen ángulos de flexión de 82° y 76°, respectivamente, que son mucho mayores que los (55°) de la 22MnB5 HPF steel52, que demuestra la excelente resistencia a los impactos del acero actual. La observación del espécimen de flexión IA725-LN2 fracturado sometido a horneado (Fig. 5b) muestra que la austenita en bloques aún se retiene sin transformarse en martensita, similar al resultado de la prueba de tracción realizada en el espécimen IA725-LN2. Esta alta estabilidad mecánica de la austenita en el espécimen IA725-LN2 horneado se debe presumiblemente a una mejora de la estabilidad de la austenita al hornear54. Se observa que incluso la muestra IA735-LN2 muestra una buena resistencia al choque después del tratamiento de horneado, aunque su conformabilidad a temperatura ambiente, la relación R/t, es menor que la de los aceros martensíticos conformables en frío que tienen un nivel de resistencia similar.

Como se mencionó anteriormente, se ha informado que hay un cambio en las propiedades de tracción de los aceros HPF por horneado, lo que también podría ocurrir en el tipo de acero actual. Por lo tanto, las propiedades de tracción de las muestras IA725-LN2 y IA735-LN2 se evaluaron después de hornear a 170 °C durante 20 min. Muestra que, de hecho, hay un cambio en las propiedades de tracción, como se muestra en la Tabla 2. Después del horneado, las muestras IA725-LN2 y IA735-LN2 muestran aumentos en YS (en 71 MPa y 143 MPa para las muestras IA725-LN2 y IA735-LN2). , respectivamente) y elongación (6,9 % y 4,1 % para las muestras IA725-LN2 y IA735-LN2, respectivamente). Estudios previos mostraron que no hay cambios aparentes en la fracción de austenita en aceros TRIP de medio Mn sometidos a tratamientos de horneado29,30. Sin embargo, el análisis TEM de la muestra IA725-LN2 horneada muestra que hay una precipitación de carburo ε en la martensita (Fig. 6), lo que aumenta la resistencia de la martensita. Además, la partición de átomos de C de ferrita y martensita a austenita durante el horneado aumenta la resistencia de la austenita55. Ambos cambios en la microestructura conducirían a un aumento de YS después del horneado. Además, una mayor estabilidad mecánica de la austenita por partición C54,55 conduciría a un aumento en el alargamiento después del horneado, en contraste con el acero 22MnB5 HPF que muestra una disminución en el alargamiento después del horneado36,53.

Micrografías TEM que muestran la precipitación de partículas de carburo ε en la muestra recocida intercríticamente a 725 °C seguida de tratamiento criogénico y tratamiento de horneado. ( a ) Imagen de campo oscuro de partículas de carburo ε. ( b ) Imagen de alta resolución de partículas de martensita y ε-carburo y sus correspondientes patrones de transformada rápida de Fourier. Círculo blanco: manchas de difracción de martensita en el eje de la zona [111]. Círculo rojo: puntos de difracción de la primera variante de ε-carburo en el eje de la zona [\(2\overline{11 }0\)]. Círculo amarillo: puntos de difracción de la segunda variante de ε-carburo en el eje de la zona [\(2\overline{11 }0\)]. Las barras de escala en (a) y (b) corresponden a 20 nm y 2 nm, respectivamente.

En resumen, nuestros conceptos de diseño de aleación y procesamiento permiten el desarrollo del acero con una excelente combinación de resistencia y formabilidad, que son propiedades contradictorias entre sí. Además, el acero desarrollado muestra una excelente resistencia a los choques, lo cual es crucial para la seguridad de los pasajeros en los automóviles. Además, el acero desarrollado tiene una composición que es bastante similar a la de otros aceros TRIP comerciales y su ruta de procesamiento no involucra la formación a alta temperatura que causa interacciones dañinas entre el recubrimiento y los sustratos, por lo que se espera que el acero desarrollado gane la aceptación de los fabricantes de automóviles. .

Todos los datos que respaldan los hallazgos de este estudio están disponibles del autor correspondiente a pedido.

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Este trabajo fue apoyado por POSCO y el Consejo Nacional de Investigación de Ciencia y Tecnología (NST)—Programa de Becas Postdoctorales del Instituto Coreano de Ciencia de Materiales (KIMS) para Jóvenes Científicos en KIMS en Corea del Sur.

Instituto de Ciencia de Materiales de Corea, Changwon, República de Corea

Parque Gyeongbae

Instituto de Graduados en Tecnología de Materiales Ferrosos y Energéticos, Universidad de Ciencia y Tecnología de Pohang, Pohang, República de Corea

A. Zargaran, TTT Trang y NJ Kim

POSCO Technical Lab., Gwangyang, República de Corea

jk-oh

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GP, JKO y NJK diseñaron experimentos; GP, AZ, JKO y TTTT realizaron experimentos; GP, AZ, JKO y NJK interpretaron los resultados; GP, AZ y NJK escribieron el artículo con comentarios de todos los coautores.

Correspondencia a A. Zargaran o NJ Kim.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Reimpresiones y permisos

Park, G., Zargaran, A., Oh, JK et al. Superar el equilibrio entre resistencia y conformabilidad en aceros de alta resistencia mediante tratamiento criogénico. Informe científico 12, 15411 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-19521-w

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Recibido: 30 junio 2022

Aceptado: 30 de agosto de 2022

Publicado: 14 septiembre 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-19521-w

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